(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上、０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上、２．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以上、２．００％以下、
Ｎ：０．００１％以上、０．００６％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｖ：０．１１％以上、０．４０％以下
を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１％未満、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｐ：０．０２％未満、
Ｓ：０．０１％未満、
Ｏ：０．０１％未満
に制限した、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材であって、室温引張り強さが４００〜６１０ＭＰａであり、室温引張り強さが４００〜４８９ＭＰａの場合は６００℃における降伏応力が１５７ＭＰａ以上であり、室温引張り強さが４９０〜６１０ＭＰａの場合は６００℃における降伏応力が２１７ＭＰａ以上であり、本鋼材の溶接熱影響部の６００℃破断絞り値が２０％以上である事を特徴とする、高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材。
【請求項２】
請求項１に加えて、質量％で、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％未満、
Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｗ：０．０１％以上、０．５０％以下、
の内の１種または２種以上を含有する事を特徴とする、請求項１に記載の高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材。
【請求項３】
更に質量％で、
Ｚｒ：０．００２％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．００５％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５％以下、
Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
の内の１種または２種以上を含有する事を特徴とする、請求項１または２に記載の高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材。
【請求項４】
請求項１、２または３の何れか一項に記載の鋼成分を有する鋼片を、１０００℃以上、１３００℃以下に加熱した後、熱間加工または熱間圧延を施すにあたり、１０００℃以下、８００℃以上における圧下比を５０％以上とし、その後放冷する事を特徴とする、高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材の製造方法。
【請求項５】
請求項４に記載の製造方法を適用した後、鋼材を４００℃以上６５０℃未満の温度範囲で５分以上、３６０分以内の焼戻し熱処理を行う事を特徴とする、高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋼材は火災等により高温に曝される事で強度が低下する。建築物等の鋼構造物においては、火災に曝された時、鋼構造物が一定時間必要とする強度を発揮し倒壊を防ぐ事で、居住する人員の脱出を可能とする性能が求められる。この対策として、火災時の鋼材の温度上昇を抑制する目的で鋼材を耐火被覆で覆う手法が従来用いられてきた。
その一方、近年、高温でも強度が低下しにくい特性、いわゆる「耐火性能」を持たせた鋼材が開発され、環境問題や美観等の問題から耐火被覆を使用せずに鋼構造物を構成する例が登場している。
【０００３】
ここで要求される耐火性能に関しては「新耐火設計法」に基づいて国土交通省により定められており、国土交通省告示３３３号にその特性が記されている。
この耐火性能を備える鋼材についても従来より盛んに研究開発が行われ、特許文献１〜１７に示す様な発明が開示されている。
中でも特にＭｏを積極的に利用した成分系の発明が多く開示されており、特許文献１、２、３、４、５、６、７、８、９、１０、１１、１３、１４及び１５ではＭｏ添加を前提とする成分系が規定されている。
これらは、火災発生時の加熱によりＭｏの析出を促し、析出強化による高温強度上昇を狙ったものであり、鋼材の耐火性能を確保する目的において多くの研究者により採用されてきた手法である。
【０００４】
一方、近年の各種金属元素の需給逼迫の中で、特にＭｏの価格上昇が著しい事もあり、必ずしもＭｏに頼らない合金設計をとる技術の開示もある。特許文献１２及び１３にはＣｕの析出を利用する発明が、特許文献１５及び１６にはＢ添加による焼入性向上を狙った発明が開示されている。
【０００５】
更に、鋼材の耐火性能を確保する為には、合金元素の析出を利用する事の他、鋼材組織を転位密度の高いベイナイト組織とする事や細粒のフェライト組織とする事も有効であり、特許文献３、４、７、９、１０、１２、１４、１５、１７にはベイナイト組織を得る為に加速冷却を用いる技術も開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平８−１３４５８４号公報
【特許文献２】特開平１０−０４６２８４号公報
【特許文献３】特開平１０−０６８０１８号公報
【特許文献４】特開平１０−０９６０２４号公報
【特許文献５】特開平１０−１２１１９４号公報
【特許文献６】特開平１０−２０４５２９号公報
【特許文献７】特開平１１−０５０１９８号公報
【特許文献８】特開平１１−１３１１７５号公報
【特許文献９】特開２０００−１９２１４２号公報
【特許文献１０】特開２０００−２４８３１７号公報
【特許文献１１】特開２００１−２９４９８４号公報
【特許文献１２】特開２００２−１１５０２２号公報
【特許文献１３】特開２００４−０８４０６８号公報
【特許文献１４】特開２００５−２７２９４９号公報
【特許文献１５】特開２００６−２４９４６７号公報
【特許文献１６】特開２００７−１９１７４６号公報
【特許文献１７】特開２００７−１９１７４７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
従来、耐火鋼材の開発においては、火災時の高温に曝された時の母材強度の確保に主眼が置かれ、特に溶接継手の溶接熱影響部の火災時における変形能に関する追及が不充分であった。
即ち、鋼構造物が火災に曝された時、母材及び溶接継手が高温強度は充分に備えているが、溶接継手の溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記載）に変形能が殆ど無い為、鋼構造物の変形を溶接継手が負担する様な設計とした場合、ＨＡＺが変形に追随できずに破断する例がある事が本発明者らの研究の結果明らかとなった。
【０００８】
従って、この溶接継手のＨＡＺが高温に曝された時の変形能を確保する鋼材を開発しなければ、耐火鋼材を利用する溶接構造物の設計が困難となる事は自明である。
このＨＡＺが高温に曝された時の変形能の小ささ（以下、ＨＡＺの再熱脆化と記載）は、ＨＡＺに特有のベイナイト組織における旧γ粒界に沿った粒界破壊が原因である事が、本発明者らの研究の結果明らかとなった。
【０００９】
鋼材の粒界破壊現象に関しては、従来より耐熱鋼分野では知られており、粒界における炭化物及び窒化物の析出が原因とする説が有力である。
耐火鋼のＨＡＺにおいても、高温強度上昇の為に添加したＭｏやＢがＭｏ炭化物やＢ窒化物として析出する事が原因となる事を本発明者らは実験により確認した。
特許文献１、２、３、４、５、６、７、８、９、１０、１１、１３、１４及び１５では、高温に曝された時のＭｏ炭化物の析出を高温強度上昇の手段として利用する為、Ｍｏ添加を前提とする成分系を規定しているが、本発明者らは実験により、該成分系ではいずれもＨＡＺのベイナイト組織の旧γ粒界にＭｏの炭化物もしくはＬａｖｅｓ相が多量に析出し、ＨＡＺの再熱脆化が著しくなる事を確認している。
【００１０】
また、特許文献１５及び１６では、鋼材組織中の転位密度の増大による高温強度上昇を狙って、焼入性向上の為にＢ添加を前提とする成分系を採用しているが、この場合も、ＨＡＺのベイナイト組織の旧γ粒界にＢ窒化物が多量に生成し、ＨＡＺの再熱脆化が著しくなる事を本発明者らは実験により確認している。
【００１１】
尚、耐火性能を持つ鋼材の市場価格は耐火性能を持たない汎用鋼に比べて充分に高い水準には無い。従って、耐火性能を持つ鋼材を製造するに当たっては可能な限り、製造コストが安く、製造時間が短く、製造安定性が高い方法を開発する事が重要である。
【００１２】
特許文献３、４、７、９、１０、１２、１４、１５、１７では加速冷却を用いる技術が開示されており、冷却時の温度制御や冷却の不均一性による鋼材の変形のリスクを考えると、より安定した製造プロセスである熱間圧延ままによる製造を可能とする事がより好ましい。
しかし、一般に加速冷却を用いずに熱間圧延ままで鋼材を製造する場合は、加速冷却を用いる場合に比べてベイナイト組織や細粒のフェライト組織が得られにくく、高温強度を稼ぐ上で不利となる。但し、熱間圧延ままで高温強度を確保する為に各種合金元素を無差別に添加すると、合金元素の粒界析出等によりＨＡＺ部の再熱脆化が顕在化する傾向がある。
【００１３】
なお、建築物は近年、土地の有効活用を目的として大規模化・高層化し、そこで使用される鋼材も大型化する傾向があり、生産性向上の観点から鋼材を接合する際の溶接時の入熱は高くなる傾向がある。
その為、溶接入熱が高い場合でも充分な耐震性を獲得する為に、溶接部の靱性は充分に高く取る必要がある。本発明はこうした課題にも同時に対応し、５ｋＪ／ｍｍ以上の入熱が加わった場合の溶接ＨＡＺの靱性も獲得すべく、合金元素添加量を最適化する必要がある。
更に、建築等の用途に使う鋼材として充分な母材靭性を確保する事も重要である為、本発明では母材靭性の獲得も必要である。
【００１４】
従って本発明の目的は、製造安定性が高い熱間圧延ままのプロセスにより耐火鋼材を開発する上で、高温強度を確保する事と同時に、上記の様な従来鋼が対抗し得ない課題、溶接継手の耐再熱脆化性をも確保する事にある。
より具体的には、本発明は、建築等の鋼構造物に用いられる耐火鋼材に関し、火災に曝された場合に６００℃において高い降伏強度を有し、同時に該鋼材の溶接熱影響部において火災時の再熱脆化が抑制されており、更に母材及び溶接継手の靭性に優れる耐火鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは耐火鋼の開発において、特に熱間圧延ままのプロセスにおいても、高温強度を確保し、且つＨＡＺの再熱脆化を防ぐ為の化学成分と製造条件について、実験と解析を通して詳細に検討を重ねた。
【００１６】
まず、本発明者らはＨＡＺの再熱脆化現象のメカニズムの厳密な明確化に取組んだ。その結果、本耐火鋼成分系におけるＨＡＺの再熱脆化現象は、耐熱鋼分野で知られている析出脆化によって顕在化するのみではなく、粒界近傍における鋼材のオーステナイト変態の影響も受けている事が判明した。
【００１７】
即ち、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、等の合金元素が旧γ粒界に濃縮する事により、その粒界の一部はフェライトからオーステナイトへの変態を生じており、その原子の配置転換の際に多くの転位を組織から失い強度が低下し、且つ同時にフェライトとオーステナイトの界面の強度が著しく低下する事で、粒界が剥離し易くなる事を知見した。
【００１８】
つまり、炭素や窒素との親和力が高い元素の添加による粒界析出、及び鋼材のフェライトからオーステナイトへの変態温度（以下、Ａ１点と記載）を下げる元素の添加による粒界近傍のオーステナイト変態、の２つの効果が重畳する事で粒界の剥離を誘発する事が分かった。
【００１９】
一方、炭素や窒素との親和力が高い元素は析出により高温強度の上昇に寄与し、またＡ１点を下げる元素は、鋼材製造時に焼入性に寄与する事で組織をベイナイト化して高温強度を上昇させる効果がある為、高温強度とＨＡＺの再熱脆化との間には相関が存在する事となる。
【００２０】
既に述べた様に、高温強度を獲得する為には、焼入性を向上させて鋼材の転位密度を上昇させる事、鋼材の組織を細粒化する事、または鋼材中に炭化物・窒化物を析出させる事が有効である。これらはいずれも各種合金元素の添加によって成しえるが、一方で合金元素の添加はＨＡＺの再熱脆化を助長する場合が有り、焼入性向上元素や炭化物・析出物形成元素の無差別な添加は高温強度とＨＡＺの再熱脆化の両立を不可能となる。
【００２１】
本発明者らは、熱間圧延ままのプロセスにて耐火鋼材を製造するにあたり、各種合金元素が高温強度及びＨＡＺの再熱脆化に与える影響を実験と解析を通じて詳細に検討し、高温強度とＨＡＺの再熱脆化を両立する為の合金成分系を開発するに至った。
【００２２】
本発明の特長の１つはＣｒとＴｉを積極的に用いる事にある。本発明者らは、耐火鋼材の成分系において熱間圧延ままにて製造する場合、Ｃｒ添加は室温の降伏強度や引張り強さ、及び高温強度には殆ど寄与しないが、ＨＡＺの再熱脆化を著しく改善する効果がある事を見出した。これは、Ｃｒが粒界・粒内に関わらず炭化物として析出する事で粒界偏析Ｃ量を低減させ、オーステナイト変態点を上昇させる効果を持つ事、及び、その炭化物のサイズが数〜数十ｎｍのクラスター程度に留まる為、ＨＡＺの再熱脆化にも寄与しにくい事が原因と判明した。Ｔｉ添加も同様であり、Ｔｉの炭化物及び窒化物が粒界・粒内に関わらず析出する為、結果として粒界に偏析もしくは析出する炭素または窒素の量が低減される事が原因である。
【００２３】
また、高温強度を確保する上では、鋼材組織を細粒化する事や転位密度を増加させる事が有効であり、その為には焼入性向上元素としてＣ、Ｍｎ、Ｎｂを一定量添加する必要がある。しかし、焼入性向上の大きさに対しＨＡＺの再熱脆化が大きいＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ及びＷについては添加を制限し、特に、粒界の窒化物析出による脆化が著しいＭｏ及びＢに関しては基本的に無添加とする。
【００２４】
また、５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接時に充分な靱性を得る為に、Ｃ量を汎用鋼材と比較して低い水準である０．０５％以下に制限し、最低限のＣ添加量として０．００５％を添加するよう制御した。同時に本発明の合金成分範囲で適宜選択する事で、高温強度と大入熱溶接の際のＨＡＺの靱性を両立出来る成分となっている。
【００２５】
また、本発明の成分系では８００℃以上の熱間圧延または熱間加工を行い、その後放冷する事で、室温引張り強さが４００ＭＰａ〜６１０ＭＰａの耐火鋼材が得られる。特に、室温引張り強さが４００〜４８９ＭＰａの鋼材では６００℃における降伏強度が１５７ＭＰａ以上、室温引張り強さが４９０〜６１０ＭＰａの鋼材では６００℃における降伏強度が２１７ＭＰａ以上となる設計となっている。
また、熱間圧延後、室温まで放冷するに続いて、４００℃以上、６５０℃以下の温度で焼戻す事により、高温強度を下げる事無く室温引張り強さのみを下げて、母材の靱性を向上させる事も可能である。
【００２６】
以上の知見に基づき成された本発明の要旨は以下の通りである。
（１） 化学組成が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上、０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上、２．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以上、２．００％以下、
Ｎ：０．００１％以上、０．００６％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｖ：０．１１％以上、０．４０％以下
を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１％未満、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｐ：０．０２％未満、
Ｓ：０．０１％未満、
Ｏ：０．０１％未満
に制限した、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材であって、室温引張り強さが４００〜６１０ＭＰａであり、室温引張り強さが４００〜４８９ＭＰａの場合は６００℃における降伏応力が１５７ＭＰａ以上であり、室温引張り強さが４９０〜６１０ＭＰａの場合は６００℃における降伏応力が２１７ＭＰａ以上であり、本鋼材の溶接熱影響部の６００℃破断絞り値が２０％以上であることを特徴とする、高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材。
【００２７】
（２） （１）に加えて、質量％で、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％未満、
Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｗ：０．０１％以上、０．５０％以下、
の内の１種または２種以上を含有する事を特徴とする、（１）に記載の高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材。
【００２８】
（３）  更に質量％で、
Ｚｒ：０．００２％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．００５％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５％以下、
Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
の内の１種または２種以上を含有する事を特徴とする、（１）または（２）に記載の高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材。
【００２９】
（４）  （１）、（２）または（３）に記載の鋼成分を有する鋼片を、１０００℃以上、１３００℃以下に加熱した後、熱間加工または熱間圧延を施すにあたり、１０００℃以下、８００℃以上における圧下比を５０％以上とし、その後放冷する事を特徴とする、高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材の製造方法。
【００３０】
（５）  （４）に記載の製造方法を適用した後、鋼材を４００℃以上６５０℃未満の温度範囲で５分以上、３６０分以内の焼戻し熱処理を行う事を特徴とする、高温強度及び溶接熱影響部の低温靭性及び耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００３１】
本発明によれば、耐火性能を持つ室温引張り強さ４００〜６１０ＭＰａの高強度鋼板を、合金元素の少ない経済的成分系と生産性の高い熱間圧延ままの製造方法にて得る事が可能となる。また、本発明は、溶接継手の熱影響部が火災に曝された時にも溶接継手の変形能が安定的に確保出来る為、耐火鋼材を用いた建築物の安全性確保への寄与が非常に大きい。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
以下に、本発明における化学成分組成の限定理由について述べる。
【００３３】
Ｃは、焼入性向上に有効な元素であり０．００５％以上の添加を行うが、０．０５％を超えて添加すると、大入熱溶接の際のＨＡＺにおいて、多くのマルテンサイト−オーステナイト混合組織（以下、ＭＡ組織と記載）あるいは析出炭化物の生成し、ＨＡＺの靭性を著しく劣化させる場合がある他、火災時にＨＡＺの粒界に析出する炭化物の量を増大させＨＡＺの再熱脆化を招く場合があるので、その添加範囲を０．００５％以上、０．０５％以下とする。
【００３４】
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、焼入性の向上に有効な元素であり０．０１％の添加を行うが、０．５０％を超えて添加すると、大入熱溶接の際のＨＡＺのＭＡ組織の生成量を増大させて靱性を低下させる場合がある為、その添加範囲を０．０１％以上、０．５０％以下とする。
【００３５】
Ｍｎは、焼入性向上に有効であり、本発明が目的とする４００ＭＰａ以上の室温引張り強さを確保する為に０．５０％以上を添加を必要とするが、Ａ１点を低下させる効果がある為、火災時に溶接ＨＡＺ部が加熱される際に、粒界に偏析したＭｎにより粒界が局所的にオーステナイト変態を生じ、著しい粒界強度の低下をもたらし、ＨＡＺの再熱脆化を助長する為に、添加量の上限を２．０％に制限する。
【００３６】
Ｃｒは、本発明の成分系で熱間圧延ままで製造する場合、室温の降伏強度及び引張り強度には殆ど寄与せず、また高温強度の向上にも殆ど寄与しない事が本発明者らの研究により判明している。その一方、微細なＣｒ炭化物を形成する事で自身はＨＡＺの再熱脆化には寄与する事無く炭素原子を消費し、ＮｂまたはＶの炭化物の粗大化によるＨＡＺの再熱脆化を抑制する効果が有り、更にＨＡＺの粒界に偏析する事で粒界のＡ１点を上げてＡｕｓｔｅｎｉｔｅ変態による再熱脆化を抑制する効果も有る為、０．５０％以上の添加を行う。しかし２．０％を超えて添加すると、鋼材特性上の弊害は特に無いものの、製鋼上の課題、特に不純物除去時間の延長によって溶鋼温度が精錬中に低下してしまい鋳造性を悪化させる為に添加上限を２．０％と限定した。尚、本発明では、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、ＮｉまたはＣｕ等のＨＡＺの再熱脆化を助長する元素を多く添加する程、対抗としてＣｒ量を増やす事が好ましい。
【００３７】
Ｎは、各種合金元素と窒化物を形成し高温強度向上に寄与する為、０．００１％以上を添加する。しかし、多量の添加を行うとＨＡＺの粒界に析出する窒化物が粗大化しＨＡＺの再熱脆化が顕著になる為、上限を０．００６％に制限する。
【００３８】
Ｔｉは、炭化物及び窒化物として析出し、室温引張り強度及び高温強度の増加に寄与する。また、ＨＡＺにおいて粒界に限らず粒内にも炭化物及び窒化物として析出して炭素及び窒素を消費する為、他の合金元素の炭化物もしくは窒化物が粒界で粗大析出する事を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化の抑制に寄与する。更に、Ａ１点を上昇させる効果を有する為、火災時の再熱によりＨＡＺの粒界の局所的なオーステナイト変態を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化の抑制に寄与する。これらの効果を得る為には０．００１％以上の添加が必要であるが、０．０３０％を超えて添加すると母材とＨＡＺの靭性が著しく低下する為、上限を０．０３０％に制限する。
【００３９】
Ａｌは、脱酸元素として０．００５％の添加を行うが、０．１０％を超えて添加すると、大入熱溶接の際のＨＡＺにおいてＭＡ組織の生成を助長し靱性を低下させる場合がある為、その添加範囲を０．００５％以上、０．１０％以下とする。
【００４０】
Ｍｏは、焼入性の向上と析出強化により室温引張り強度及び高温強度の増大に寄与する。しかし、ＭｏはＨＡＺの粒界において炭化物またはＬａｖｅｓ相として粗大析出し易く、ＨＡＺの再熱脆化を著しく顕著にする為、本発明においてＭｏの添加は好ましくない。従って、工業生産上の都合による少量の混入は止むを得ないとしても積極的な添加は控えるべきであり、工業生産上の裕度から添加量は０．０１％未満とする。
【００４１】
Ｂは、焼入性の向上と窒化物析出により室温引張り強度及び高温強度の増大に寄与する。しかし、Ｂの窒化物はＨＡＺの粒界において粗大析出し易く、ＨＡＺの再熱脆化を著しく顕著にする為、本発明においてＢの添加は好ましくない。従って、工業生産上の都合による少量の混入は止むを得ないとしても積極的な添加は控えるべきであり、工業生産上の裕度から添加量は０．０００３％未満とする。
【００４２】
Ｐは、不純物として母材の靭性を著しく低下させ、且つ火災時のＨＡＺの再熱脆化も顕著にする為、０．０２０％未満に制限する。
【００４３】
Ｓは、不純物として母材の靭性を著しく低下させ、且つ火災時のＨＡＺの再熱脆化も顕著にする為、０．０１０％未満に制限する。
【００４４】
Ｏは、不純物として母材の靭性を著しく低下させ、且つ火災時のＨＡＺの再熱脆化も顕著にする為、０．０１０％未満に制限する。
【００４５】
Ｎｂは、鋼材の焼入性を増し転位密度の向上させる事、熱間圧延時のオーステナイト再結晶を抑制し放冷中に生成するフェライト粒を細粒化させる事、及び、炭化物または窒化物として析出し室温引張り強度と高温強度の向上に寄与する事などの効果があり、非常に有用な元素である。この効果を得る為には０．００１％以上の添加が必要であるが、０．１０％を超えて添加すると粒界へのＮｂＣまたはＮｂＮの粒界析出によるＨＡＺの再熱脆化が顕著となる為、添加する場合は０．００１％以上、０．０５０％未満に制限する。
【００４６】
Ｖは、火災時の再熱により炭化物を形成する事による高温強度向上に極めて有効である。この効果を得る為には０．０１％以上の添加が必要であるが、０．４０％を超えて添加するとＨＡＺの粒界に析出する炭化物が粗大化し、ＨＡＺの再熱脆化を顕著にする為、添加する場合は０．０１％以上、０．４０％以下に制限する。Ｖの添加量の下限は、実施例に基づいて０．１１％以上とする。
【００４７】
Ｎｉは、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０１％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００４８】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の０．５％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０１％である。
【００４９】
Ｗは、高温強度を改善するためには有利な元素であり、０．０１％〜０．５０％の範囲で添加することが好ましい。０．０１％未満では顕著な効果が得られず、０．５０％超添加すると加工性が劣化することがある。
【００５０】
Ｚｒは、炭化物及び窒化物として析出し室温引張り強度及び高温強度の増加に寄与する。この効果を得る為には０．００２％以上の添加が必要であるが、０．０１０％を超えて添加すると粒界に析出する炭化物が粗大化しＨＡＺの再熱脆化が顕著になるので、添加する場合は０．００２％以上、０．０１０％以下とする。
【００５１】
Ｍｇは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。この効果を得る為には０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．００５％以上の添加で効果が飽和する事から、添加する場合はその範囲を０．００５％以上、０．００５％以内に制限する。
【００５２】
Ｃａは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。この効果を得る為には０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．００５％以上の添加で効果が飽和する事から、添加する場合はその範囲を０．００５％以上、０．００５％以内に制限する。
【００５３】
Ｙは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。この効果を得る為には０．００１％以上の添加が必要であるが、０．０５０％以上の添加で効果が飽和する事から、添加する場合はその範囲を０．００１％以上、０．０５０％以内に制限する。
【００５４】
Ｌａは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。この効果を得る為には０．００１％以上の添加が必要であるが、０．０５０％以上の添加で効果が飽和する事から、添加する場合はその範囲を０．００１％以上、０．０５０％以内に制限する。
【００５５】
Ｃｅは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。この効果を得る為には０．００１％以上の添加が必要であるが、０．０５０％以上の添加で効果が飽和する事から、添加する場合はその範囲を０．００１％以上、０．０５０％以内に制限する。
【００５６】
以上の合金元素の限定で、６００℃における降伏強度が高く、且つＨＡＺの火災時の再熱脆化が防止され、入熱５ｋＪ／ｍｍの溶接ＨＡＺ靱性、及び母材靭性に優れた鋼材を得る事が可能となる。
【００５７】
更に、本発明における製造方法の限定理由について述べる。
本発明では、室温引張り強度が４００〜６１０ＭＰａとなり、６００℃における降伏強度が高く、耐再熱脆化性に優れ、入熱５ｋＪ／ｍｍの溶接によるＨＡＺでも靱性を確保し、母材靭性を確保する為の必要条件となる成分系を提案しており、該鋼片を温度および圧下量を規定した熱間圧延する事により、これらの特性を全て満たす鋼材を製造する事が可能となる。
【００５８】
一般に、高温強度は、鋼材中に存在する転位による転位強化と、転位運動の障害となる析出物や結晶粒界によって発現すると考えられている。従って、鋼材の温度が５５０℃を超えて転位の上昇運動による転位の合一消滅が起こる様になると、急激に高温強度は減少する場合がある。
【００５９】
その為、高い高温強度を確保する為には、鋼材が火災に曝される前の時点、即ち室温において、充分に余裕のある量の転位を持つ事、もしくは、転位の運動の障害となる組織、具体的には析出物や結晶粒界を多数含む事が効果的である。
【００６０】
しかし、本発明では実製造上の安定製造の観点から、耐火鋼材を熱間圧延ままで加速冷却を用いずに製造する事を目的としており、鋼材組織の全域が転位密度の高いベイナイトもしくはマルテンサイトになる事は無く、転位密度の低いフェライト組織が鋼材組織の５０％以上を占め、残部がベイナイトもしくはマルテンサイト等となる複相組織が得られる事となる。
【００６１】
従って、本発明において高い高温強度を確保する為には、鋼材中のベイナイトもしくはマルテンサイトの分率増加に頼るだけでは不充分であり、転位の障害となる析出物を微細に分布させる事、及びフェライト組織を細粒化する事が必要となる。
【００６２】
本発明者らは、鋼材中に析出物を微細に分散させる事、及びフェライト組織を細粒化する事を実現する為には、本発明の化学成分を有する鋼片を熱間圧延するに際し、１０００℃以下、８００℃以上の温度範囲で圧下量を大きくとる、具体的には圧下比を５０％以上とする事が有効である事を、実験と解析により見出した。
【００６３】
これは、オーステナイトからフェライトもしくはベイナイトに変態する直前の温度域において転位を多量に導入する事により、これら転位が析出物の核生成サイトとなる事、及び、これら転位がフェライトもしくはベイナイト変態の核生成サイトとなる事により、析出物の微細分散と組織の細粒化が共に実現する為と判明した。
【００６４】
尚、一般にオーステナイト域での圧下量を大きくとると、変態温度の高温化によりベイナイト分率が低下しフェライト分率が上昇する場合があるが、本発明の成分系はＣ量を低く抑えている為にベイナイト変態が起き易くなっており、ベイナイト分率の低下が抑制出来る事が分かっている。
【００６５】
更に、本発明では、熱間圧延後に室温まで放冷した後に、焼戻し熱処理を適用する事も可能である。焼戻し熱処理を適用する事により、熱間圧延後の放冷ままで完全に析出せずに固溶状態で残っている合金元素の析出を促し、火災時の転位の減少を抑える析出物の数を更に増加させる事が可能となる。
【００６６】
この焼戻しは４００〜６５０℃の間で適宜選択して温度を決定する事が可能であり、必要とする室温引張り強度と析出させる合金元素の種類によって決定する事で、本発明の効果を高める。
【００６７】
焼戻しの時間についても同様であり、焼戻し時の組織変化が物質の拡散で支配される時には温度を高くする事と時間を長くする事は同じ効果を与える為、焼戻し温度に応じて５分〜３６０分の間で決定可能である。
【００６８】
以上に述べた様に、本発明では合金元素の析出を有効に利用する事が重要であり、その様な合金元素の析出を安定的に確実に得る為の手段として、該鋼片を熱間圧延する際に１０００℃以上、１３００℃以下に加熱しておく必要がある。
【００６９】
これは、１０００℃以上の温度に加熱する事により、各種の合金元素の炭化物もしくは窒化物、例えば、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＶＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、Ｃｒ２３Ｃ６、等を完全にもしくは可能な限り多く固溶させておく事により、熱間圧延後の焼入性を向上させる事、及び熱間圧延後の析出量を高める事を目的とする。
【００７０】
この加熱を行わない場合、Ｃ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＺｒ等の合金元素が熱間圧延前に既に粗大に析出する等して、熱間圧延後の焼入性の低下による鋼材の転位密度の減少や、熱間圧延後に析出する微細な炭化物もしくは窒化物の減少による析出強化量の減少を招く事となる。従って、本発明の成分系においても、これら合金元素の添加量が多い程、加熱温度を上昇させる事が望ましい。
【００７１】
但し、該加熱温度を１３００℃超とすると鋼材表面の酸化スケールの増加が著しくなる為、加熱温度の上限を１３００℃に制限する。
【００７２】
以上に述べた様に、化学成分の限定に加えて製造技術の限定を併用する事で、最も歩留まり良く合金添加量も最適化された高温強度に優れた耐火鋼材を提供する事が可能となる。
なお、本発明に記載した必要な高温強度とは、引張強度４００〜４８９ＭＰａの鋼では１５７ＭＰａ以上を、引張強さ４９０〜６１０ＭＰａの鋼では２１７ＭＰａ以上を、それぞれ意味する。
【実施例】
【００７３】
本発明の実施例の一部を以下に示す。表１に鋼材の化学成分、表２に製造板厚、加熱温度、熱間圧延条件、焼戻し温度、室温引張り強さ（室温ＴＳ）、室温降伏強度（室温ＹＳ）、６００℃降伏強度（６００℃ＹＳ）、ＨＡＺの６００℃引張試験の破断絞り値、０℃における母材シャルピー吸収エネルギー、及び０℃におけるＨＡＺシャルピー吸収エネルギーを示す。表１及び表２では、本発明の範囲に入らない項目に下線を付けて表示してある。
尚、表２の強度水準の欄に、室温引張り強さが４００〜４８９ＭＰａのものを４００ＭＰａ級、室温引張り強さが４９０〜６１０ＭＰａのものを５００ＭＰａ級と表示してある。
【００７４】
室温引張試験はＪＩＳＺ２２４１に基づき実施し、応力−歪曲線上に上降伏点が現れる場合は上降伏点を室温降伏強度とし、現れない場合には０．２％耐力を室温降伏強度とした。
高温引張試験はＪＩＳＧ０５６７に基づき６００℃にて実施し、測定された０．２％耐力を６００℃降伏強度とした。
【００７５】
ＨＡＺの６００℃引張絞り値は、鋼片に入熱５ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱履歴を付与し、その後室温から６００℃まで６０分間で昇温し、６００℃で３０分保持した後に６００℃で引張試験を実施し、試験片破断部の絞り値を測定したものであり、ＨＡＺの再熱脆化の指標としたものである。本指標の閾値は２０％以上とする。
【００７６】
母材のシャルピー試験は、各鋼材の厚位置１／２ｔからＪＩＳＺ２２０２に準拠の２ｍｍＶ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠の衝撃試験方法により行った。吸収エネルギーの閾値は建築構造物の耐震性を考慮して２７Ｊとした。
ＨＡＺのシャルピー試験は、各鋼材に対して入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱サイクルを付与した上でＪＩＳＺ２２０２に準拠の２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠の衝撃試験方法により行った。吸収エネルギーの閾値は建築構造物の耐震性を考慮して２７Ｊとした。
【００７７】
更に、鋼材組織の光学顕微鏡観察の結果から算出した、ベイナイト、マルテンサイト、及びＭＡの分率の総和を表２に示してある。この値は、本発明においては、４００ＭＰａ級鋼材では２０％未満、５００ＭＰａ級鋼材では５０％未満となる特徴がある。尚、光学顕微鏡観察は各鋼材の板厚中心位置から採取したサンプルをナイタール試薬により腐食した上で５００μｍ×５００μｍの視野について行ったものである。
【００７８】
表２の結果より、本発明の実施例の範囲にあるものは、室温引張り強度が４００〜４８９ＭＰａの場合は６００℃降伏強度が１５７ＭＰａ以上であり、室温引張り強度が４９０〜６１０ＭＰａの場合は６００℃降伏強度が２１７ＭＰａ以上である事が分かる。同時に、本発明の重要な特徴である溶接ＨＡＺの６００℃引張絞り値においても２０％以上が確保され、ＨＡＺの高温変形特性が確保されている事が分かる。
【００７９】
更に、本発明の実施例の範囲にあるものは、母材及びＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーも０℃で２７Ｊ以上である事から、母材の靱性および継手靱性が必要性能を満たしている事が分かる。
【００８０】
また表２の結果より、本発明の範囲に入らない比較鋼は、６００℃降伏強度（６００℃ＹＳ）、ＨＡＺの６００℃引張試験の破断絞り値、０℃における母材シャルピー吸収エネルギー、または０℃におけるＨＡＺシャルピー吸収エネルギー、のいずれかが目標を満たさない事が分かる。
【００８１】
【表１】
0005499793.tif 000002
【００８２】
【表２】
0005499793.tif 000003